李娜,閔永安,張錚,吳曉春

(上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,上海 200072)

兩種貝氏體塑料模具鋼的相變與殘余奧氏體

李娜,閔永安,張錚,吳曉春

(上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,上海 200072)

將兩種塑料模具鋼FT600和FT600mod奧氏體化后,以連續(xù)冷卻或等溫方式,獲得貝氏體組織.隨后分別在350,580,700?C下進(jìn)行回火,研究了Si,Mn元素微調(diào)后貝氏體組織及殘余奧氏體轉(zhuǎn)變情況.對(duì)兩種貝氏體鋼在不同熱處理工藝下的宏觀硬度、殘余奧氏體含量、微觀組織進(jìn)行了表征及分析.研究結(jié)果表明,在FT600鋼的基礎(chǔ)上降Si增Mn得到了FT600mod鋼,其貝氏體轉(zhuǎn)變后的殘余奧氏體含量大幅降低;FT600鋼中的殘余奧氏體在不同溫度下回火,其轉(zhuǎn)變機(jī)制不同;FT600mod鋼中的殘余奧氏體含量較少,組織穩(wěn)定,更適用于非調(diào)質(zhì)工藝處理.

冷卻相變;殘余奧氏體分解/轉(zhuǎn)變;貝氏體;回火

通常,鋼材的生產(chǎn)成本控制可從兩個(gè)角度入手,一是控制鋼中合金元素的含量,二是優(yōu)化鋼材的熱處理工藝[1].現(xiàn)代鍛造用鋼的組織通常是細(xì)小的F/P組織(通過微合金化的方法獲得)、貝氏體組織或主要組織為貝氏體(通過合金的方法獲得)[2].與馬氏體不同,上述組織都可以通過鍛后冷卻相變來獲得,從而節(jié)省了熱處理和后續(xù)處理成本.與F/P鋼相比,大多數(shù)鋼在冷卻過程中更易獲得貝氏體組織,且貝氏體組織轉(zhuǎn)變區(qū)間更寬,可以在較大冷速范圍內(nèi)獲得貝氏體組織[3-4].對(duì)于需要大截面的塑料模具鋼而言,貝氏體組織可以保證模塊的硬度均勻性[5].低碳鋼在連續(xù)冷卻的過程中更易獲得粒狀貝氏體組織[6].非調(diào)質(zhì)預(yù)硬化大截面塑料模具鋼在鍛后空冷過程中可獲得以貝氏體為基體,并含有一定量殘余奧氏體和碳化物的組織[7].

轉(zhuǎn)變不完全性是貝氏體相變的特點(diǎn)之一[8-9],貝氏體轉(zhuǎn)變往往伴隨著殘余奧氏體的出現(xiàn).然而殘余奧氏體是不穩(wěn)定相,在制成大模塊時(shí),殘余奧氏體的存在能減小鍛后空冷造成的應(yīng)力,從而保證工藝的可行性;若殘余奧氏體數(shù)量過多,在回火后轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,則會(huì)成為硬質(zhì)點(diǎn),這樣會(huì)降低后續(xù)的加工性能[10],需要進(jìn)行第二次回火,以保持截面硬度的均勻性.本工作主要研究了貝氏體預(yù)硬型模具鋼在不同熱處理工藝下殘余奧氏體的穩(wěn)定性及其轉(zhuǎn)變方式,這樣有助于控制貝氏體組織,以實(shí)現(xiàn)最佳的貝氏體鋼性能要求.

1 試驗(yàn)材料與方法

在某廠大型20 t錠的FT600和FT600mod成品模塊上分別加工獲得130 mm×50 mm× 30 mm的試塊.本試驗(yàn)采用FT600和FT600mod鋼中的碳MnCrMo鋼,其中FT600mod鋼在FT600鋼的基礎(chǔ)上增加了0.5%Mn,減少了0.3%Si.

根據(jù)FT600和FT600mod鋼的相變溫度(見表1),分別采用連續(xù)冷卻和等溫兩種工藝處理獲得貝氏體組織.連續(xù)冷卻處理工藝如圖1(a)所示,將試塊在880?C熱處理爐內(nèi)保溫1 h,使之充分奧氏體化后,以約0.10?C/s的冷卻速率使溫度降至600?C,以避免鐵素體相變,再以0.05?C/s的冷卻速率緩慢冷卻至室溫,使過冷奧氏體發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變.等溫處理工藝如圖1(b)所示,將試塊在880?C熱處理爐內(nèi)保溫1 h,使之充分奧氏體化后,取出空冷至400?C (FT600試塊)或350?C(FT600mod試塊),等溫4 h使過冷奧氏體發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變,然后取出空冷.

表1 試驗(yàn)用FT600鋼和FT600mod鋼的相變點(diǎn)Table 1 Transformation temperature of experimental FT600 and FT600mod steels?C

圖1 熱處理工藝示意圖Fig.1 Diagram of heat treatment process

將FT600和FT600mod鋼的連續(xù)冷卻試塊和等溫試塊分割成8 mm×10 mm×12 mm的小試塊,分別在350,580和700?C下保溫3 h進(jìn)行回火處理.測(cè)定不同工藝熱處理后試樣的洛氏硬度.試樣的殘余奧氏體含量用X-350A型X射線應(yīng)力儀來測(cè)定.測(cè)量之前對(duì)試塊進(jìn)行電腐蝕至無應(yīng)力層,采用Cr-Kα射線高角度掃描的2θ角范圍為142?～169?,歩距為0.2?,計(jì)數(shù)時(shí)間為0.5 s;低角度掃描的2θ角范圍為123?～134?,歩距為0.1?,計(jì)數(shù)時(shí)間為1 s.比較(211)α和(220)γ衍射峰的積分強(qiáng)度以確定殘余奧氏體含量.將部分試樣制成掃描樣品,通過ZeissSupra-40掃描電鏡(scanning electronic microscopy,SEM)觀察各試樣的組織特征.將FT600連續(xù)冷卻試塊取樣加工成?4 mm×10 mm的試樣,在BAEHR DIL805A熱膨脹相變儀上,以10?C/s的速率升溫至不同回火溫度(350,580,700?C)保溫30 min,然后以10?C/s的冷卻速率降至室溫.通過分析試塊保溫及冷卻過程,研究FT600試塊回火過程中的組織變化.為防止氧化脫碳,對(duì)試塊的加熱與保溫均在真空中進(jìn)行,膨脹儀測(cè)量精度為0.05μm.

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 硬度試驗(yàn)部分

對(duì)回火前后的試樣進(jìn)行宏觀硬度檢測(cè).連續(xù)冷卻試樣FT600-C和FT600mod-C、等溫試樣FT600-T和FT600mod-T,以及在350,580和700?C下回火試樣的硬度如圖2所示.可以看到,FT600-C和FT600mod-C試樣的硬度相當(dāng),均在35 HRC左右,FT600-T和FT600mod-T試樣的硬度分別為38和36 HRC,比連續(xù)冷卻試樣硬度高1～3 HRC.FT600-C和FT600mod-C試樣經(jīng)350?C回火后,硬度不降反升了3～5 HRC;FT600-C和FT600-T試樣經(jīng)580?C回火后,硬度均略高于相應(yīng)的FT600mod試樣;所有試樣經(jīng)700?C回火后,硬度均大幅下降至20 HRC左右.

圖2 不同熱處理工藝下FT600和FT600mod鋼試樣的硬度變化Fig.2 Changes of hardness of FT600 and FT600mod steels treated by different heat treatments

2.2 殘余奧氏體試驗(yàn)部分

在不同熱處理工藝下FT600和FT600mod試樣的殘余奧氏體含量如圖3所示.可見, FT600試樣的殘余奧氏體含量均高于相應(yīng)的FT600mod試樣,其中FT600-C試樣的殘余奧氏體含量達(dá)到了17.8%,而FT600-T試樣的殘余奧氏體含量為12.8%.FT600試樣經(jīng)350?C回火處理后,殘余奧氏體含量有所下降,經(jīng)580,700?C回火處理后殘余奧氏體含量已經(jīng)很少;應(yīng)力儀對(duì)殘余奧氏體的測(cè)量精度為5%左右,而FT600mod試樣回火前后的殘余奧氏體含量均較低,基本在5%以下.

圖3 不同熱處理工藝下FT600和FT600mod鋼試樣的殘余奧氏體含量Fig.3 Contents of retained austenite of FT600 and FT600mod steels treated by different heat treatments

2.3 組織觀察部分

在FT600-C和FT600mod-C試樣中都觀察到了粒狀貝氏體GB和下貝氏體LB的混合組織,在FT600-T和FT600mod-T試樣中組織均以板條狀下貝氏體為主.在FT600-C和FT600mod-C

試樣中均有殘余奧氏體存在,并且連續(xù)冷卻處理后的殘余奧氏體含量要高于等溫處理. FT600mod鋼的連續(xù)冷卻處理試樣和等溫處理試樣中均未觀察到明顯的殘余奧氏體,但是觀察到一定數(shù)量碳化物的存在(見圖4).

圖4 FT600和FT600mod鋼經(jīng)連續(xù)冷卻和等溫處理后未回火試樣的微觀組織Fig.4 Microstructure of untempered samples of FT600 and FT600mod steels treated by continuous cooling and isothermal treatment

連續(xù)冷卻方式經(jīng)過了整個(gè)貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū),室溫下的貝氏體組織有GB和下LB兩種.殘余奧氏體Ar塊耐腐蝕性較好,鐵素體F耐腐蝕性較差.在連續(xù)冷卻后的組織中觀察到了典型的GB和LB混合組織,其中FT600鋼試樣中有一定量的塊狀殘余奧氏體和少量鐵素體, FT600mod鋼試樣中的塊狀殘余奧氏體數(shù)量要少于FT600鋼試樣,并且沒有觀察到鐵素體.圖4(b)是(a)局部放大后的細(xì)節(jié)圖,可以觀察到殘余奧氏體塊比較平整,塊周圍有白亮的碳化物存在,周邊是貝氏體基體組織BF.

根據(jù)貝氏體形成溫度及組織形態(tài),可判斷出在等溫處理工藝下FT600和FT600mod鋼主要得到了板條狀的下貝氏體組織,碳化物與鐵素體呈一定的共格關(guān)系.由于等溫時(shí)間較為充裕,貝氏體轉(zhuǎn)變較完全,因此等溫處理工藝下的殘余奧氏體塊數(shù)量要少于連續(xù)冷卻處理工藝. FT600和FT600mod鋼試樣經(jīng)等溫處理后組織相近,FT600mod鋼試樣中觀察到的碳化物要多于FT600鋼(見圖4(d)).

圖5為FT600和FT600mod鋼試樣在不同溫度回火后的微觀組織,其中圖5(a)是FT600-C試樣經(jīng)350?C回火后的組織,可以觀察到相當(dāng)數(shù)量的塊狀殘余奧氏體存在,但并未觀察到殘余奧氏體有明顯變化.FT600mod-C試樣經(jīng)350?C回火后,組織中有細(xì)小碳化物析出. FT600-T和FT600mod-T試樣經(jīng)350?C回火后,組織中的碳化物數(shù)量有所增加,貝氏體基體無明顯變化.

圖5 連續(xù)冷卻試樣不同溫度回火后的SEM形貌Fig.5 SEM morphology of tempered samples that treated by continuous cooling treatment

如圖5(c)所示,FT600-C試樣經(jīng)580?C回火后,組織形貌變化明顯,貝氏體板條束的單一取向程度變?nèi)醪⒊尸F(xiàn)區(qū)塊發(fā)展,貝氏體板條退化成斷續(xù)狀,殘余奧氏體在冷卻過程中轉(zhuǎn)變成白亮的馬氏體,桿狀、球狀碳化物在基體上分布雜亂,細(xì)節(jié)如圖5(d)所示.圖5(e)為FT600-C試樣經(jīng)700?C回火后的組織形貌,可見原來的貝氏體亞板條結(jié)構(gòu)模糊不清,碳化物大量析出并長大,基體軟化,試樣硬度大幅下降.長大后的碳化物形態(tài)如圖5(f)所示,可見經(jīng)700?C回火后FT600與FT600mod鋼試樣在微觀形貌上已無太大差別.

回火后,試樣的組織狀態(tài)差異較大.350?C回火后主要發(fā)生碳化物的析出;580?C回火后有殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變與馬氏體的生成,貝氏體基體發(fā)生部分分解,鏈狀碳化物斷開;700?C回火后殘余奧氏體分解形成馬氏體,碳化物長大.

3 討論

3.1 貝氏體與殘余奧氏體分析

FT600鋼經(jīng)連續(xù)冷卻后的組織為粒狀貝氏體和下貝氏體的混合組織,粒狀貝氏體的精細(xì)結(jié)構(gòu)主要為貝氏體鐵素體板條和一定量的M/A島,貝氏體鐵素體板條間有殘余奧氏體或碳化物存在.在連續(xù)冷卻條件下,冷卻經(jīng)過溫度較高的區(qū)域時(shí),粒狀組織活性較大,分布比較雜亂,隨后經(jīng)過溫度較低的轉(zhuǎn)變區(qū)域時(shí),形成的組織以片條狀的下貝氏體為主,因此在連續(xù)冷卻工藝下得到了粒狀貝氏體和下貝氏體的混合組織.在連續(xù)冷卻過程中,由于冷卻時(shí)間較長, Si阻止了碳化物的生長,因此連續(xù)冷卻試樣中的殘余奧氏體含量要高于等溫試樣.FT600和FT600mod鋼的C曲線“鼻尖”溫度范圍為350～450?C,在此溫度區(qū)間保溫4 h后,試樣的組織以下貝氏體為主,并含有大量的碳化物.FT600鋼中的碳在殘余奧氏體中富集,FT600mod鋼中的碳以碳化物的形式析出.

殘余奧氏體的含量及穩(wěn)定性與鋼的化學(xué)成分有關(guān).與FT600鋼相比,FT600mod鋼中的Si元素含量降低了0.3%,Mn元素含量增加了0.5%.Si元素是非碳化物形成元素,在鋼中加入Si有利于抑制碳化物的析出,使碳在奧氏體中富集[11-12].在過冷奧氏體冷卻相變過程中, FT600鋼試樣的部分區(qū)域由于碳的富集度很高,室溫組織中會(huì)有一定量的殘余奧氏體存在. Mn元素的作用更多體現(xiàn)在擴(kuò)大奧氏體相區(qū),維持奧氏體的穩(wěn)定性[13-14].FT600mod鋼試樣中Si元素含量較少,碳在奧氏體中的富集程度不及FT600鋼試樣,故在過冷奧氏體相變時(shí)絕大多數(shù)都轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w,室溫組織中殘余奧氏體含量要低于FT600鋼.因此,相同工藝下FT600鋼的殘余奧氏體含量要高于FT600mod鋼.FT600鋼試樣經(jīng)350?C回火后殘余奧氏體含量略有下降,基本穩(wěn)定在10%以上;經(jīng)580和700?C回火后,大部分殘余奧氏體消失.對(duì)于FT600mod鋼試樣而言,殘余奧氏體含量在回火前后一直較低.

對(duì)比回火前后的組織可以發(fā)現(xiàn),350?C回火后的碳化物增多,且顆粒細(xì)小,會(huì)形成析出強(qiáng)化.350?C回火后試樣硬度值略高于未回火試樣,通過測(cè)量發(fā)現(xiàn)350?C下殘余奧氏體轉(zhuǎn)變量不高,因此硬度的提高應(yīng)主要與碳化物析出后的析出強(qiáng)化有關(guān).580?C回火后試樣發(fā)生位錯(cuò)回復(fù)、碳化物長大等現(xiàn)象,導(dǎo)致基體強(qiáng)度降低,析出強(qiáng)化效果減弱.

總體來說,回火后試樣的硬度要低于回火前,且回火溫度越高,試樣的硬度越低.然而, FT600和FT600mod鋼試樣經(jīng)350?C回火后硬度要高于回火前,這是由于回火溫度較低,故碳化物的析出起到了硬化的作用.而580?C回火時(shí)溫度較高,使碳化物長大,硬化作用消失. FT600mod鋼的連續(xù)冷卻試樣硬度要低于等溫試樣,這與不同熱處理工藝下形成的組織有關(guān).

3.2 回火過程中殘余奧氏體轉(zhuǎn)變機(jī)制分析

金相與掃描組織表征只能表現(xiàn)熱處理后的組織,不同回火溫度等溫及隨后的冷卻過程中殘余奧氏體都會(huì)發(fā)生變化,而熱膨脹試驗(yàn)則可以研究不同熱處理過程中殘余奧氏體含量的變化.

在熱處理過程中,貝氏體分解、碳化物析出、殘余奧氏體轉(zhuǎn)變等都會(huì)使試樣長度發(fā)生變化. FT600-C試樣在不同回火溫度等溫及隨后的冷卻過程中,試樣的長度變化如圖6所示,其中圖6(a)是回火等溫階段的試樣長度變化,圖6(b)是保溫結(jié)束后冷卻階段的試樣長度變化.可見,連續(xù)冷卻后的試樣在350?C等溫時(shí)長度變化約為4μm,在冷卻過程中試樣長度基本隨溫度呈線性變化;在580?C等溫時(shí)長度變化約為2.6μm,冷卻過程中的試樣在200?C左右的長度-溫度曲線明顯上揚(yáng);在700?C等溫時(shí)長度變化約為6.7μm,冷卻過程中長度-溫度曲線變化微小.

圖6 FT600鋼在不同溫度回火保溫及冷卻時(shí)試樣長度的變化Fig.6 Length changes of FT600 steel during different isothermal tempering and cooling

結(jié)合殘余奧氏體含量測(cè)試結(jié)果,FT600-C試樣在未回火,350,580及700?C下回火的殘余奧氏體含量分別為17.8%,12.3%,4.0%,3.9%,說明在350?C回火等溫時(shí),小部分殘余奧氏體發(fā)生了分解反應(yīng),且在貝氏體鐵素體中析出了碳化物,對(duì)基體有強(qiáng)化作用,致使回火試樣硬度提高,但冷卻段曲線無明顯變化.由于X-350A的測(cè)試精度為5%,可知經(jīng)580,700?C回火后試樣的殘余奧氏體含量已經(jīng)很低.

在580?C回火時(shí),保溫階段殘余奧氏體的碳量進(jìn)一步飽和,殘余奧氏體更加穩(wěn)定,僅有少量發(fā)生分解.貝氏體分解引起的試樣長度收縮與殘余奧氏體分解引起的試樣長度膨脹的綜合作用,表現(xiàn)為試樣綜合長度變化較小.冷卻段的曲線變化是3個(gè)回火溫度中最明顯的,這是因?yàn)榇蟛糠謿堄鄪W氏體在冷卻階段轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,所以580?C下的冷卻相變也是最大的.

在700?C回火時(shí),殘余奧氏體在保溫階段大量分解,形成大量碳化物,故試樣在回火保溫階段的長度變化最大,冷卻階段無明顯變化,殘余奧氏體在回火保溫階段基本上分解完成.

3.3 Si,Mn元素微調(diào)的工程意義

貝氏體鐵素體在長大過程中會(huì)產(chǎn)生排C作用,使C原子擴(kuò)散進(jìn)入奧氏體,導(dǎo)致殘余奧氏體中富碳.貝氏體中的殘余奧氏體對(duì)塑料模具鋼的性能影響較大.大模塊生產(chǎn)時(shí),殘余奧氏體的存在會(huì)減小模塊熱鍛空冷的應(yīng)力,保證工藝的可行性;若在隨后的熱處理過程中能夠?qū)堄鄪W氏體消除,則可以利用殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變提高基體硬度;若殘余奧氏體在回火后轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,則會(huì)成為硬質(zhì)點(diǎn),影響后續(xù)的加工性能,此時(shí)需要進(jìn)行第二次回火,以保持截面硬度均勻性.FT600mod鋼的優(yōu)勢(shì)在于高貝氏體淬透性,保證了非調(diào)質(zhì)工藝的經(jīng)濟(jì)性.

4 結(jié)論

將FT600和FT600mod鋼以不同方式冷卻后,進(jìn)行了不同溫度下的回火試驗(yàn),完成了洛氏硬度測(cè)定、殘余奧氏體含量測(cè)定、金相組織觀察等,初步得出以下結(jié)論.

(1)在350?C回火時(shí),碳化物充分析出,連續(xù)冷卻試樣的硬度高于未回火試樣;在580?C回火時(shí),滲碳體長大,基體軟化,試樣硬度有所降低;在700?C回火時(shí),貝氏體分解,接近平衡組織,試樣硬度降至20 HRC左右.

(2)FT600-C試樣在350?C回火時(shí),其等溫階段有少量殘余奧氏體分解;在580?C回火時(shí),殘余奧氏體主要在回火冷卻過程中發(fā)生相變,回火后試樣的殘余奧氏體含量大幅下降;在700?C回火時(shí),殘余奧氏體在回火保溫階段發(fā)生分解,生成碳化物和鐵素體.

(3)降Si后的FT600mod鋼中的殘余奧氏體含量較少,通過一次回火即可消除,更適合用作非調(diào)質(zhì)塑料模具鋼.

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Transformation and retained austenite of two kinds of bainite plastic mold steel

LI Na,MIN Yong-an,ZHANG Zheng,WU Xiao-chun
(School of Materials Science and Engineering,Shanghai University,Shanghai 200072,China)

FT600 and FT600mod steels are two similar non-quenched plastic mold steels with difference in the content of Si and Mn.Both FT600 and FT600mod were cooled by continuous and isothermal treatments after austenitizing respectively,and then separately tempered at 350,580,and 700?C.Evolution of microstructures and retained austenite of the two bainitic steels after the heat treatments are studied based on the microstructure characterization,content measurement,and Rockwell hardness and dilatometric analysis experiments.It is found that the content of the retained austenite of continuous cooling sample of FT600mod,different from FT600 by decreasing Si and increasing Mn,is decreasing dramatically.The changed amounts of retained austenite of FT600 sample vary after different tempering treatments.FT600mod steels are more stable and more suitable for the non-quenched treatment.

cooling transformation;retained austenite decomposition/transformation; bainite;tempering

TG 142.1

A

1007-2861(2015)05-0663-08

10.3969/j.issn.1007-2861.2014.01.033

2014-01-16

閔永安(1971—),男,副教授,博士,研究方向?yàn)榻饘俨牧?E-mail:mya@staff.shu.edu.cn